KR20220071035A - 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR20220071035A
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현대제철 주식회사
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Abstract

본 발명은, 미세조직을 제어하여 높은 강도와 연신율을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.05%, 바나듐(V): 0% 초과 ~ 0.05%, 보론(B): 0% 초과 ~ 0.005%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YP): 1100 MPa 이상, 인장강도(TS): 1400 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 항복비(YR): 75% 이상, 및 굽힘성(R/t): 3.0 이하를 만족한다.

Description

초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{Ultra high strength cold rolled steel sheet treated by softening heat process and method of manufacturing the same}
본 발명의 기술적 사상은 냉연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 미세조직을 제어하여 높은 강도와 연신율을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충돌 안전성과 차체 경량화를 목적으로 자동차의 구조부 소재는 고강도 및 고성형성의 특성이 요구된다. 높은 강도와 성형성을 만족하기 위한 방법으로 페라이트와 마르텐사이트 조직으로 구성된 이상강(Dual phase steel), 잔류 오스테나이트의 변형 중 상변태 효과를 이용한 변태유기소성강(TRIP, Transformation induced plasticity steel)강이 있다. 기지 조직을 페라이트와 베이나이트로 구성하는 변태유기소성강은 혼합 법칙에 따라 강도를 확보하기 불리하기 때문에, 기지 조직을 마르텐사이트로 하는 고강도 변태유기소성강이 주목받고 있다. 마르텐사이트 기반의 고강도 변태유기소성강을 만드는 방법으로 급냉 및 재가열 (Quenching and Partitioning, QP) 열처리를 통해 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트와 잔류오스테나이트 조직을 구현할 수 있다.
1.2GPa 이상 급, 특히 1.5GPa이상 급의 고강도 및 고성형성 강재는 인장강도뿐만 아니라 높은 항복강도 또한 요구되며, 동시에 연신율 확보를 위한 적정 분율의 잔류 오스테나이트 조직과, 잔류 오스테나이트의 안정도가 필요하다. 종래의 기술에서는 1400 MPa 이상의 인장강도와 14% 이상의 연신율을 동시에 확보하기에는 부족한 한계가 있다. 또한 미세조직을 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로만 구성한 경우에는, 급냉 종점 온도에 너무 민감하게 조직분율이 결정된다. 특히, 주조 편석과 같이 피하기 어려운 미세 성분편차에도 Ms 온도와 급냉 온도에 따른 마르텐사이트 분율에 차이가 발생하여 균일한 미세조직, 잔류 오스테나이트를 균일하게 만들기 어렵다.
또한, 종래에는 높은 강도와 성형성을 확보하기 위해 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트를 주 미세조직으로 하고, 잔류 오스테나이트 또는 페라이트 조직을 통하여 연신율을 확보하였다. 급냉 및 재가열 열처리의 특징은 급냉 종점온도에 따라 템퍼트 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류오스테나이트의 조직분율이 달라지게 된다. 목표 물성을 확보하기 위하여 합금 성분에 따라 최적의 급냉 종점온도 구간을 정하여 미세조직 분율을 제어하게 되는데, 급냉 종점온도가 너무 낮으면, 잔류오스테나이트의 크기는 미세해지나 그 분율이 매우 작아지고, 급냉 종점온도가 너무 높으면 오스테나이트의 크기가 크고, 탄소 농축이 부족하여, 최종 냉각 후 마르텐사이트 조직으로 변태하거나 불안정하여 연신율 확보에 기여가 적다.
따라서, 성형성을 확보하기 위해서는 적절한 잔류오스테나이트의 분율과 미세한 형상, 탄소 농축을 통한 안정도가 확보되어야 한다. 한편, 1400 MPa이상의 고강도강에서 페라이트를 통한 연신율 확보는 항복강도 또는 인장강도의 하락으로 이어질 수 있기 때문에 페라이트는 제한적이어야 한다.
한국특허출원번호 제10-2018-0047388호
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 미세조직을 제어하여 높은 강도와 연신율을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 미세조직을 제어하여 높은 강도와 연신율을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YP): 1100 MPa 이상, 인장강도(TS): 1400 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 항복비(YR): 75% 이상, 및 굽힘성(R/t): 3.0 이하를 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트, 및 하부 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 페라이트의 분율은 0% 초과 ~ 5% 범위이고, 상기 마르텐사이트의 분율은 0% 초과 ~ 20% 범위이고, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 10% ~ 30% 범위이고, 상기 상부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고, 상기 하부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율로서 포함될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 상부 베이나이트의 분율과 상기 하부 베이나이트의 분율의 합의 최소값은 10%일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트, 및 하부 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함하고, 상기 마르텐사이트의 분율은 0% 초과 ~ 20% 범위이고, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 10% ~ 30% 범위이고, 상기 상부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고, 상기 하부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율로서 포함될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 직경은 1.0 μm 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 니켈(Ni)과 구리(Cu)의 총합: 0% 초과 ~ 1.0%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YP): 1100 MPa 이상, 인장강도(TS): 1400 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 항복비(YR): 75% 이상, 및 굽힘성(R/t): 3.0 이하를 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 810℃ ~ 930℃ 범위의 온도에서 소둔 열처리하는 단계; 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 360℃ ~ 500℃ 범위의 온도에서 파티셔닝 열처리하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연강판을 제조하는 단계는, 상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850℃ ~ 970℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 400℃ ~ 700℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔 열처리하는 단계는, 상기 냉연강판을 2℃/초 ~ 10℃/초 범위의 승온속도로 가열하여 810℃ ~ 930℃의 범위의 온도에서 30초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 다단 냉각하는 단계는, 상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 2℃/초 ~ 15℃/초 범위의 냉각속도로 650℃ ~ 800℃ 범위의 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각한 냉연강판을 20℃/초 이상의 냉각속도로 180℃ ~ 300℃ 범위의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 2차 냉각하는 단계를 수행한 후에, 상기 2차 냉각종료온도에서 5초 ~ 90초 범위의 시간 동안 유지할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 파티셔닝 열처리하는 단계는, 상기 냉각된 냉연강판을 3℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 가열하여 360℃ ~ 500℃의 범위의 온도에서 20초 ~ 500초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법에 의하여 제조된 초고강도 냉연강판은, 항복강도(YP): 1100 MPa 이상, 인장강도(TS): 1400 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 항복비(YR): 75% 이상, 및 굽힘성(R/t): 3.0 이하를 만족하고, 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트, 및 하부 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 니켈(Ni)과 구리(Cu)의 총합: 0% 초과 ~ 1.0%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 810℃ ~ 930℃ 범위의 온도에서 소둔 열처리하는 단계; 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 360℃ ~ 500℃ 범위의 온도에서 파티셔닝 열처리하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 니켈(Ni)과 구리(Cu)의 총합: 0% 초과 ~ 1.0%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 810℃ ~ 930℃ 범위의 온도에서 소둔 열처리하는 단계; 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 360℃ ~ 500℃ 범위의 온도에서 파티셔닝 열처리하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 초고강도 냉연강판은 급냉 및 재가열 열처리를 통하여 형성한 변태유기소성강이다. 상기 초고강도 냉연강판은 탄소 함량이 높아 1100 MPa 이상의 항복강도, 1400 MPa 이상의 높은 인장강도, 14% 이상의 연신율, 75% 이상의 항복비, 및 90도 굽힘 기준 3.0 이하의 굽힘 가공성(R/t)을 가질 수 있다. 상기 초고강도 냉연강판은 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트와 상부 베이나이트와 하부 베이나이트 변태조직을 이용하여 잔류 오스테나이트를 미세화하여 안정화하고, 항복강도 및 항복비를 안정적으로 제공할 수 있다.
특히, 급냉(2차냉각), 급냉 유지, 재가열, 파티션 과정에서 마르텐사이트 변태(1차), 하부 베이나이트 변태(2차), 상부 베이나이트 변태(3차)의 여러 단계의 상변태를 유도하여, 강재 내에 불가피하게 존재하는 주조 편석 등 인한 조직 불균일 문제를 제어하는데도 도움을 줄 수 있으며 잔류 오스테나이트를 미세화하고 안정화할 수 있다. 단순히 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 의 조직으로 구성할 경우 조직 내에 주조 편석 등의 성분 불균일에 따라 Ms 점이 달라지고, 같은 급냉 온도에서 다른 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 분율을 가지는 반면, 본 발명에 기술적 사상에 따른 상기 초고강도 냉연강판에서는 이러한 문제점을 해결할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법에서, 냉연강판의 열처리 공정을 도시하는 시간 온도 그래프이다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진들이다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 EBSD 분포도이다.
도 5를 참조하면, 도 4의 냉연강판에서 잔류 오스테나이트는 0.78 μm의 평균 직경을 가지는 것으로 나타났다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 발명의 기술적 사상은, 1100 MPa 이상의 항복강도와 1400 MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율을 가지며, 항복비(항복강도/인장강도)가 75% 이상이고, 90도 굽힘 가공성이 3.0 R/t 이하인 초고강도 냉연강판과 그 제조방법을 제공한다.
이하에서는 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강판에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 니켈(Ni)과 구리(Cu)의 총합: 0% 초과 ~ 1.0%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 니켈(Ni)과 구리(Cu)의 총합: 0% 초과 ~ 1.0%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.25% ~ 0.40%
탄소는 강의 강도를 확보하기 위하여 첨가하며, 특히 마르텐사이트 조직의 강도를 증가시킨다. 또한 구분화되어 오스테나이트를 안정화 시켜 변태유기소성(TRIP) 효과를 통한 연신율을 확보할 수 있기 때문에 충분한 탄소함량이 요구된다. 상기 탄소의 함량이 0.25% 미만인 경우에는, 목표 강도와 연신율을 동시에 얻기 어려울 수 있다. 상기 탄소의 함량이 0.40%를 초과하는 경우에는, 용접성이 저하될 수 있고 수소취성이 발생할 수 있다. 따라서, 탄소의 함량을 강판 전체 중량의 0.25% ~ 0.40%로 첨가하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%
실리콘은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트, 마르텐사이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 특히, 마르텐사이트 내에 탄화물 생성을 지연시켜 오스테나이트로 탄소를 구분화시키는데 필수적이다. 상기 실리콘의 함량이 1.0% 미만인 경우에는, 탄화물 생성 억제효과가 적어 잔류 오스테나이트의 안정도를 충분히 확보하기 어려울 수 있다. 상기 실리콘의 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는, 제조과정에서 Mn2SiO4 등 산화물을 형성하여 도금성이 저해되고, 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘의 함량을 강판 전체 중량의 1.0% ~ 2.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%
망간은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 냉각 중 페라이트와 베이나이트 생성 지연 효과가 있다. 상기 망간의 함량이 1.5% 미만인 경우에는, 망간 첨가 효과가 충분하지 않아 소입성 확보가 어려울 수 있다. 상기 망간의 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는, 베이나이트의 변태가 지나치게 지연될 수 있고, MnS등 개재물의 형성이나 편석으로 인한 가공성 저하가 발생하고 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 망간의 함량을 강판 전체 중량의 1.5% ~ 3.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%
알루미늄은 탈산제로 사용되고, 실리콘과 유사하게 탄화물 생성 억제에 도움이 될 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 탈산 효과가 부족할 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.05% 를 초과하는 경우에는, 슬라브 제조 시 AlN을 형성하여 주조 또는 열연 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 알루미늄의 함량을 강판 전체 중량의 0.01% ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%
크롬은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여하고, C, Mn과 같이 작용하여 마르텐사이트, 베이나이트 조직을 미세화하고 잔류 오스테나이트를 안정화에 기여한다. 상기 크롬의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는, 베이나이트의 변태가 지나치게 지연될 수 있고, 강의 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 크롬은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 1.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0% 초과 ~ 0.5%
니켈은 오스테나이트를 안정화시키며 강의 소입성을 증가시키는데도 도움을 줄 수 있다. 상기 니켈의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 강의 제조 원가를 증가시켜 바람직하지 않다. 따라서, 니켈은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.5%
구리는 오스테나이트를 안정화시키며 강의 소입성을 증가시키는데도 도움을 줄 수 있다. 상기 구리의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 강의 제조 원가를 증가시켜 바람직하지 않다. 따라서, 구리는 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
또한, 니켈 및 구리의 총합은 0% 초과 ~ 1.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%
몰리브덴은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여하고, C, Mn과 같이 작용하여 마르텐사이트, 베이나이트 조직을 미세화하고 잔류 오스테나이트를 안정화에 기여한다. 상기 몰리브덴의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 베이나이트의 변태가 지나치게 지연될 수 있고, 강의 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 몰리브덴은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%
니오븀, 티타늄, 및 바나듐은 석출물 형성 원소로, 석출강화 효과로 강도를 증가시킬 수 있으며, 결정립 미세화 효과도 얻을 수 있다. 상기 니오븀, 티타늄, 및 바나듐의 총합이 각각 0.1%를 초과하여 첨가되는 경우에는, 강의 제조원가가 크게 증가할 수 있으며 압연 시 많은 석출로 인하여 압연부하가 크게 증가할 수 있고, 연신율이 저하될 수 있다. 따라서, 니오븀, 티타늄, 및 바나듐의 총합은 각각 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.1%로 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 니오븀, 티타늄, 및 바나듐 각각은 강판 전체 중량의 0.05% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 예를 들어 니오븀, 티타늄, 및 바나듐 각각은 0% 초과 ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.
보론(B): 0% 초과 ~ 0.005%
보론은 Mn, Cr, Mo 등 과 같이 소입성을 향상시킬 수 있다. 상기 보론의 함량이 0.005%를 초과하는 경우에는, 표면에 농화되어 도금 밀착성 등의 품질 열화가 발생할 수 있다. 따라서, 보론은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.005%로 첨가하는 것이 바람직하다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.02%
인은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 다량 함유 시 저온취성이 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.003%
황은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, FeS, MnS 등과 같은 비금속 개재물을 형성하여 굽힘성, 인성, 및 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%
질소는 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 오스테나이트를 안정화에 도움을 줄 수 있지만, Al과 반응하여 AlN을 형성하여 연주 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 질소의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 초고강도 냉연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 제조 방법을 통해 제조된 초고강도 냉연강판은, 예를 들어 항복강도(YP): 1100 MPa 이상, 인장강도(TS): 1400 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 항복비(YR): 75% 이상, 및 굽힘성(R/t): 3.0 이하를 만족할 수 있다. 상기 초고강도 냉연강판은, 예를 들어 항복강도(YS): 1100 MPa ~ 1500 MPa, 인장 강도(TS): 1400 MPa ~ 1800 MPa, 연신율(EL): 14% ~ 20%, 항복비(YR): 75% ~ 90%, 및 굽힘성: 1.0 ~ 3.0을 만족할 수 있다.
상기 초고강도 냉연강판은, 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트, 및 하부 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다.
상기 페라이트의 분율은, 예를 들어 0% 초과 ~ 5% 범위일 수 있고, 상기 마르텐사이트의 분율은, 예를 들어 0% 초과 ~ 20% 범위일 수 있고, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은, 예를 들어 10% ~ 30% 범위일 수 있고, 상기 상부 베이나이트의 분율은, 예를 들어 0% 초과 ~ 30% 범위일 수 있고, 상기 하부 베이나이트의 분율은, 예를 들어 0% 초과 ~ 30% 범위일 수 있고, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율로서 포함될 수 있고, 예를 들어 20% ~ 80% 범위일 수 있다. 상기 분율은 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다.
또한, 상기 상부 베이나이트의 분율과 상기 하부 베이나이트의 분율의 합은 10% ~ 60% 일 수 있다. 상기 상부 베이나이트의 분율과 상기 하부 베이나이트의 분율의 합의 최소값은 10% 일 수 있다.
상기 페라이트는 폴리고날 페라이트를 포함할 수 있다.
또한, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 직경은, 예를 들어 1.0 μm 이하일 수 있고, 예를 들어 0.1 μm ~ 1.0 μm 범위일 수 있다.
상기 템퍼드 마르텐사이트와 상기 베이나이트의 래스 및 결정립계에 잔류 오스테나이트가 미세하게 분포되어 있고, 이에 따라 상기 잔류 오스테나이트가 안정화되고, 강도와 연신율을 안정적으로 확보할 수 있다.
또한, 상기 초고강도 냉연강판은 페라이트를 포함하지 않을 수 있다. 이러한 경우에는, 상기 초고강도 냉연강판은 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트, 및 하부 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함하고, 상기 마르텐사이트의 분율은 0% 초과 ~ 20% 범위이고, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 10% ~ 30% 범위이고, 상기 상부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고, 상기 하부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고, 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율로서 포함될 수 있다. 또한, 상기 상부 베이나이트의 분율과 상기 하부 베이나이트의 분율의 합은 10% ~ 60% 일 수 있다. 상기 상부 베이나이트의 분율과 상기 하부 베이나이트의 분율의 합의 최소값은 10% 일 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관하여 설명한다.
초고강도 냉연강판의 제조방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
본 발명에 따른 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 상기 조성의 강재를 이용하여 열연강판을 제조하는 단계(S110); 상기 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S120); 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계(S130); 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계(S140); 및 상기 냉연강판을 파티셔닝 열처리하는 단계(S150);를 포함한다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법에서, 냉연강판의 열처리 공정을 도시하는 시간 온도 그래프이다.
도 2를 참조하면, 냉연강판을 소둔 열처리를 위하여 Ac3 온도 이상으로 승온시켜 일정 시간 유지하고, 서냉과 급랭의 두 단계의 다단 냉각을 급냉종료온도까지 수행한다. 이어서, 상기 급냉종료온도에서 일정 시간 유지한 후, 파티셔닝 열처리를 위하여 Ms 온도 이상으로 승온시킨 후, 파티셔닝 열처리 시간 동안 일정하게 유지한 후에 Mf 온도 이하로 최종 냉각한다.
열연강판 제조단계(S110)
상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하고, 상기 강 슬라브를, 예를 들어 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생하여 균질화하고, 열간 압연이 가능한 상태로 만들 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,150℃ 미만인 경우에는, 편석의 재고용이 불충분할 수 있고, 열간압연 부하가 증가될 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,250℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립의 크기가 증가될 수 있고, 온도 상승에 따른 공정비용이 상승할 수 있다. 상기 재가열 시간은, 예를 들어 1 시간 ~ 4 시간 동안 수행될 수 있다. 상기 재가열 시간이 1 시간 미만인 경우에는, 편석의 균질화가 불충분할 수 있다. 상기 재가열 시간이 4 시간을 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립의 크기가 증가될 수 있고, 온도 상승에 따른 공정비용이 상승할 수 있다.
상기 재가열 후 통상의 방법으로 열간압연을 행하고, 예를 들어 850℃ ~ 970℃ 범위의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 열간 마무리 압연을 수행하여 열연강판을 제조할 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 850℃ 미만인 경우에는, 페라이트 또는 펄라이트가 생성될 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 970℃를 초과할 경우에는, 스케일 생성의 증가되고, 결정 입경이 조대화되어, 조직의 미세 균일화가 어려울 수 있다.
이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 400℃ ~ 700℃ 범위의 권취온도까지 냉각한다. 상기 냉각은 공냉 또는 수냉 모두 가능하며, 예를 들어 10℃/초 ~ 30℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 냉각 속도가 빠를수록 평균 결정립도 감소에 유리하다. 상기 냉각은 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 400℃ ~ 700℃ 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다. 상기 귄취온도의 범위는 냉간 압연성, 표면 성상의 관점에서 선택할 수 있다. 상기 권취온도가 400℃ 미만인 경우에는, 마르텐사이트 등의 경질상이 과도하게 생성되어 열연강판의 재질이 과도하게 증가하여 냉간압연 시 압연 부하가 현저하게 증가 할 수 있다. 상기 권취 온도가 700℃를 초과할 경우에는, 최종 제품의 미세조직의 불균일성을 초래할 수 있다.
냉연강판 제조단계(S120)
상기 열연강판을 표면 스케일 층을 제거하기 위하여 산으로 세정하는 산세 처리를 수행한다. 이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 40% ~ 70%의 평균 압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 형성한다. 상기 평균 압하율이 높을수록, 조직 미세화 효과로 인한 성형성이 상승되는 효과가 있다. 상기 평균 압하율 40% 미만인 경우에는, 균일한 미세조직을 얻기 어렵다. 상기 평균 압하율이 70%를 초과하는 경우에는, 롤 힘이 증가되어 공정부하가 증가된다. 상기 냉간압연에 의하여 최종 생산되는 강판의 두께를 가질 수 있다. 냉연강판의 조직은 열연강판의 조직이 연신된 형상의 조직을 가질 수 있다.
소둔 열처리 단계(S130)
상기 냉연강판을 통상의 서냉각 구간이 있는 연속 소둔로에서 소둔 열처리한다. 상기 소둔 열처리는 오스테나이트 단상 조직을 형성하기 위하여 수행된다. 소둔 열처리 온도와 시간은 오스테나이트 결정립 크기에 영향을 주며, 따라서, 냉연강판의 강도에 큰 영향을 끼칠 수 있다.
상기 소둔 열처리는, 예를 들어 2℃/초 이상의 승온속도로, 예를 들어 2℃/초 ~ 10℃/초 범위의 승온속도로 가열한다. 상기 승온속도가 2℃/초 미만인 경우에는, 목표하는 소둔 열처리 온도까지 도달하기에 장시간이 소요되어, 생산 효율성이 저하되며 결정립의 크기가 커질 수 있다.
상기 소둔 열처리는, 예를 들어 Ae3 이상의 온도에서, 예를 들어 810℃ ~ 930℃의 범위의 온도에서, 예를 들어 830℃ ~ 900℃의 범위의 온도에서, 예를 들어 30초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다. 상기 소둔 열처리 온도가 810℃ 미만인 경우에는, 최종 조직인 템퍼드 마르텐사이트를 만들기 위해 오스테나이트 단상을 형성할 수 없다. 참고로, 오스테나이트 단상을 형성하기 위하여는 A3 온도 이상으로 소둔 열처리를 수행하여야 한다. 상기 소둔 열처리 온도가 930℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 강도가 저하될 수 있다.
상기 소둔 열처리 시간이 증가할수록 소둔 열처리 온도와 마찬가지로 오스테나이트 결정립 성장에 따른 조대화에 영향을 미치지만, 상기 소둔 열처리 시간은 소둔 열처리 온도에 비하여 그 영향이 적다. 상기 소둔 열처리 시간이 120초를 초과하는 경우에는. 열처리 효율이 감소될 수 있다. 상기 소둔 열처리 시간이 30초 미만인 경우에는, 상기 소둔 열처리 효과가 불충분할 수 있다.
다단 냉각 단계(S140)
상기 소둔 열처리한 냉연강판을 다단 냉각한다. 상기 냉각하는 단계는 하기의 두 단계로 수행될 수 있다.
먼저, 상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 예를 들어 2℃/초 ~ 15℃/초 범위의 냉각속도로, 예를 들어 3℃/초 ~ 10℃/초 범위의 냉각속도로, 페라이트 변태를 억제하는 온도 구간까지, 예를 들어 650℃ ~ 800℃ 범위의 1차 냉각종료온도로 서냉으로 1차 냉각한다. 상기 서냉의 1차 냉각종료온도가 650℃ 미만인 경우에는, 페라이트 변태가 원하지 않는 양으로 발생할 수 있고, 이에 따라 강도가 저하될 수 있다. 상기 페라이트 변태에 의하여 생성된 페라이트의 분율은 0% ~ 5% 미만으로 제한되는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 1차 냉각한 냉연강판을, 예를 들어 20℃/초 이상의 냉각속도로, 예를 들어 20℃/초 ~ 100℃/초 범위의 냉각속도로, 예를 들어 Ms 온도 이하에서, 예를 들어 Ms-140 ℃ ~ Ms-30℃ 범위의 온도, 예를 들어 180℃ ~ 300℃ 범위의 2차 냉각종료온도로 급랭으로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각에 의하여 오스테나이트의 일부가 마르텐사이트로 변태할 수 있다. 상기 생성된 마르텐사이트의 분율은 20% ~ 80% 일 수 있다.
이어서, 상기 2차 냉각한 냉연강판을 상기 2차 냉각종료온도에서, 예를 들어 5초 ~ 90초 범위의 시간 동안 유지한다. 이러한 급냉 후 유지 시간에서, 초기에는 강의 온도 균질화가 진행될 수 있다. 이어서, 상기 2차 냉각종료온도에서 등온으로 유지하는 중에 잔류 오스테나이트의 일부는 하부베이나이트 등으로 변태할 수 있다.
파티셔닝 열처리 단계(S150)
상기 다단 냉각된 냉연강판을, 예를 들어 3℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 재가열하고, 예를 들어 360℃ ~ 500℃ 범위의 온도에서, 예를 들어 360℃ ~ 460℃ 범위의 온도에서, 예를 들어 20초 ~ 500초 범위의 시간 동안, 예를 들어 30초 ~ 500초 범위의 시간 동안 유지하여 파티셔닝 열처리를 수행한다.
상기 파티셔닝 열처리 온도가 360℃ 미만인 경우에는, 파티셔닝 효과가 불충분할 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 온도가 500℃를 초과하는 경우에는, 탄화물의 크기가 조대화되어 강도 저하가 발생할 수 있다.
상기 파티셔닝 열처리 유지 시간은 파티셔닝 온도 대비 그 영향이 적다. 상기 파티셔닝 열처리 유지 시간이 20초 미만인 경우에는, 안정적인 파티셔닝 효과를 얻기 어려울 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 유지 시간이 500초를 초과하는 경우에는 열처리 효율이 저하되고, 탄화물 크기가 증가되어 강도 저하가 발생할 수 있다.
파티셔닝 열처리 단계(S150)는 상기 다단 냉각을 수행한 직후에 수행하거나, 또는 상온에서 수 분 이상 유지한 후 수행될 수 있다.
파티셔닝 열처리 단계(S150)가 종료된 후에, 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 냉각한다.
미세조직 변화 분석
이하에서는, 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 수행하는 과정에서 초고강도 냉연강판의 미세조직의 변화에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
소둔 열처리 단계(S130)에서, 냉연강판의 미세조직은 오스테나이트로 역변태 된다.
다단 냉각 단계(S140)의 상기 1차 냉각에서, 페라이트 변태에 의하여 생성된 페라이트의 분율은 5% 미만으로 제한되며, 페라이트가 생성되지 않을 수 있다. 5% 이상의 페라이트가 생성되면, 강도가 저하되어 목표 강도를 구현하지 못할 수 있다.
다단 냉각 단계(S140)의 상기 2차 냉각에서, 냉연강판이 빠른 냉각속도로 냉각됨에 따라, 페라이트 변태, 펄라이트 변태 및 베이나이트 변태를 억제하게 되고, 상기 오스테나이트의 일부는 마르텐사이트로 변태한다. 이때 마르텐사이트 변태에 의하여 생성된 마르텐사이트 분율은 20% ~ 80%로 제한될 수 있다. 상기 2차 냉각 중에 생성된 마르텐사이트의 분율이 80%를 초과하는 경우에는, 적정량의 잔류 오스테나이트의 분율을 확보하기 어려울 수 있다. 20% 미만인 경우에는, 냉각 이후 잔류 오스테나이트의 분율이 너무 높아서 상기 잔류 오스테나이트의 안정도를 확보하기 어려우며, 베이나이트 변태조직을 증가시켜도 마르텐사이트 분율이 적게 되어 강도의 저하가 발생할 수 있다. 또한 일부 마르텐사이트 조직은 내부 응력을 증가시켜 베이나이트 핵생성 속도를 증가시켜 Ms 이하의 낮은 온도에서도 베이나이트 변태가 빠르게 진행되도록 작용할 수 있다.
다단 냉각 단계(S140)의 상기 2차 냉각에서, 급냉한 후에 상기 2차 냉각종료온도에서 유지하는 동안, 상기 오스테나이트의 일부는 베이나이트로 변태되고, 이는 주로 하부 베이나이트일 수 있다. 또한, 이전 단계에서 생성된 마르텐사이트 내에 미세 석출물이 형성될 수 있다. 이때, 상기 2차 냉각종료온도에서 유지하는 시간은 5초 ~ 90초 범위일 수 있다. 상기 유지 시간이 5초 미만인 경우에는, 하부 베이나이트 변태가 충분히 발생하지 못할 수 있다. 상기 유지 시간이 90초를 초과하는 경우에는, 지나치게 긴 열처리 시간으로 공정 비용이 증가될 수 있다.
파티셔닝 열처리 단계(S150)에서, 상기 잔류 오스테나이트의 내부로 탄소가 확산되어 농축되어, 상기 잔류 오스테나이트를 안정화시킬 수 있다. 또한, 상기 잔류 오스테나이트의 일부는 베이나이트 변태가 진행될 수 있다. 상기 베이나이트 변태는 급냉 이후 상기 잔류 오스테나이트의 형상을 미세화 할 수 있고, 이에 따라 상기 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여할 수 있다. 이러한 작용을 위하여, 상기 상부 베이나이트의 분율과 상기 하부 베이나이트의 분율의 합은 10% 이상을 가질 수 있다.
파티셔닝 열처리 단계(S150)를 수행한 후 최종 냉각에서는, 일부 불안정한 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태할 수 있다. 이때 생성되는 마르텐사이트가 많으면 최종적인 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 감소하여 성형성에 악영향을 줄 수 있으므로 생성되는 마르텐사이트를 20% 미만으로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 최종 냉각에서의 마르텐사이트 변태가 억제되기 위해서는, 상기 2차 냉각종료온도 및 상기 2차 냉각종료온도에서의 유지시간과 상기 파티셔닝 열처리 단계에서 문제없이 열처리가 되도록 하여 잔류 오스테나이트의 미세화하고 안정화가 진행되도록 하는 것이 바람직하다.
상기 Ms점 이하에서는 베이나이트 변태를 고려하지 않는 경우가 있지만, 상기 Ms 점 이하에서도 베이나이트 변태가 가능하다는 연구가 있으며, 상기 Ms점 이하에서는 Ms 직상보다 베이나이트 핵생성이 증가한다는 연구가 있다.
이러한 열처리 과정을 거쳐 최종 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트(20% ~ 80%), 잔류 오스테나이트(10% ~ 30%), 하부 베이나이트(0% ~ 30%). 상부 베이나이트(0% ~ 30%), 일부 페라이트(0% ~ 5%) 또는 마르텐사이트(0% ~ 20%)를 포함할 수 있다. 상기 상부 베이나이트의 분율과 상기 하부 베이나이트의 분율의 합은 10% 이상일 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 평균 직경은 1.0 μm 이하일 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
하기 표 1 및 표 2의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강을 준비하고, 소정의 열연 및 냉연 공정 및 열처리 공정을 거쳐 실시예들과 비교예들에 따른 냉연강판을 준비하였다. 잔부는 철(Fe)이다.
강종 C Si Mn P S Al Cr
A 0.352 1.78 2.02 0.014 0.0011 0.024 0.495
B 0.349 1.88 2.10 0.015 0.0009 0.013 0.507
C .0342 1.97 2.42 0.022 0.0024 0.041 0.0077
D 0.320 1.75 2.02 0.015 0.0012 0.016 0.296
E 0.349 1.71 2.01 0.015 0.0011 0.036 0.0052
F 0.229 1.65 2.56 0.008 0.0020 0.029 0
G 0.359 1.81 2.06 0.021 0.0046 0.025 0.515
강종 Mo Ni Cu Nb Ti N
A 0.104 0 0 0.0057 0 0.0055
B 0.103 0 0 0.049 0 0.0058
C 0 0.046 0.111 0 0 0.0045
D 0.072 0 0 0.034 0 0.0045
E 0 0 0.0029 0.0048 0 0.0053
F 0 0 0 0 0.020 0.0048
G 0.097 0 0.0087 0.041 0 0.0052
표 1 및 2를 참조하면, 강종 F와 강종 G는 본 발명의 조성 범위를 벗어나는 비교예들이다.
상기 강종 F는 탄소의 함량이 목표 조성의 하한에 비하여 낮은 경우이고, 상기 강종 G는 황의 함량이 목표 조성의 상한에 비하여 높은 경우이다.
또한, 강종 C는 몰리브덴(Mo)과 니오븀(Nb)을 포함하지 않고, 니켈(Ni)과 구리(Cu)를 포함하는 경우이다.
강종 E는 몰리브덴(Mo)과 니켈(Ni)을 포함하지 않고, 구리(Cu)와 니오븀(Nb)을 포함하는 경우이다.
표 3은 상기 강종에 대한 Ae3 온도, Ms 온도, Ms-140℃ 온도, Ms-30℃ 온도를 나타낸다. 단위는 ℃ 이다.
강종 Ae3 온도 Ms 온도 Ms-140℃ 온도 Ms-30℃ 온도
A 800 322 182 292
B 802 321 181 291
C 799 320 180 290
D 809 338 198 308
E 804 330 190 300
F 815 365 225 335
G 801 318 178 288
표 3을 참조하면, 상기 Ae3 온도는 Thermo-Calc 및 TCFE9 database를 이용하여 산출하였다. 상기 Ms 온도는 하기의 실험식을 이용하여 산출하였다. 하기의 실험식에서, 예를 들어 "[C]"는 탄소의 중량%를 나타낸다.
Ms(℃) = 539 - 423[C] - 30.4[Mn] - 12.1[Cr] - 17.7[Ni] - 7.5[Mo]
상술한 강종의 슬라브를 1200℃에서 재가열하여 3 시간 유지하였고, 950℃의 마무리 압연 종료온도에서 2.4 mm의 두께로 열간압연한 후에, 600℃에서 권취하였다. 이어서, 권취한 열연강판을 산세하여 표면의 스케일을 제거하고, 냉간압연하여 1.2 mm의 두께의 냉연강판을 제조하였다.
이어서, 표 4의 공정 조건으로 열처리를 수행하였다.
표 4는 비교예들과 실시예들의 냉연강판들을 제조하는 열처리 공정 조건 값들을 나타낸다.
강종 구분 소둔
온도
(℃)		 소둔
시간
(초)		 1차
냉각
속도
(℃/초)		 1차
냉각
온도
(℃)		 2차
냉각
속도
(℃/초)		 2차
냉각
온도
(℃)		 급랭
유지
시간
(초)		 재가열속도
(℃/초)		 파티
셔닝
온도
(℃)		 파티
셔닝
유지
시간
(초)
A 실시예1 850 60 -5 750 -69 206 19.5 11.7 400 240
A 비교예1 850 60 -5 750 -98 167 22.5 3.6 400 240
B 실시예2 850 60 -5 750 -67 209 30.0 6.9 400 240
B 실시예3 850 60 -5 750 -68 215 60.6 6.5 400 240
B 비교예2 850 60 -5 750 -68 163 19.4 3.7 400 240
B 비교예3 850 60 -5 750 -52 305 15.2 3.3 370 480
C 실시예4 870 60 -5 750 -47 223 19.2 11.4 400 240
C 비교예4 870 60 -5 750 -52 161 23.2 3.7 400 240
D 실시예5 900 180 -5 780 -78 261 61.2 14.8 430 240
D 실시예6 900 180 -5 780 -79 234 59.5 14.7 430 240
D 비교예5 900 180 -5 780 -76 257 0.9 15.1 430 240
D 비교예6 870 60 -5 780 -75 266 1.2 15.0 400 240
E 실시예7 900 180 -5 780 -68 243 58.7 3.1 400 240
F 비교예7 850 60 -5 750 -68 279 23.2 3.4 430 60
F 비교예8 850 60 -5 750 -68 318 24.1 3.5 430 60
G 비교예9 850 60 -5 750 -67 202 22.5 11.4 400 240
표 5는 상기 제조된 열연강판 및 강관에 대하여, 물리적 및 기계적 물성으로서, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 및 연신율(EL), 항복비(YR), 및 90도 굽힘성(R/t)를 나타낸다.
강종 구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 항복비
(%)		 90도
굽힘성
A 실시예1 1327 1585 14.6 83.8 2.00
A 비교예1 1448 1638 8.9 90.9 1.83
B 실시예2 1314 1543 15.7 85.2 2.17
B 실시예3 1351 1580 16.9 85.5 2.00
B 비교예2 1538 1663 8.6 92.5 2.00
B 비교예3 840 1474 10.3 57.0 -
C 실시예4 1165 1421 15.4 82.0 2.83
C 비교예4 1360 1546 12.6 88.0 -
D 실시예5 1151 1420 17.0 81.1 1.83
D 실시예6 1282 1447 15.1 88.6 1.68
D 비교예5 1019 1432 16.3 71.1 1.83
D 비교예6 1054 1435 16.6 73.4 1.83
E 실시예7 1228 1411 14.2 87.1 1.50
F 비교예7 1162 1299 13.3 89.4 1.17
F 비교예8 994 1284 15.1 77.4 1.33
G 비교예9 1328 1629 17.0 81.5 4.33
표 5를 참조하면, 실시예들은 항복강도(YS), 인장강도(TS), 및 연신율(EL), 항복비(YR), 및 90도 굽힘성(R/t)에 대하여 목표 범위를 만족하였다.
비교예1(강종 A), 비교예2(강종 B), 및 비교예4 (강종 C)는 2차 냉각온도가 각각 167℃, 163℃, 및 161℃로 목표범위의 하한인 180℃에 비하여 낮은 경우로서, 연신율의 목표 범위인 14% 이상을 만족하지 못하였다. 상기 2차 냉각온도가 낮은 경우에는 냉각 중에 마르텐사이트 변태량이 너무 많아지게 되어, 잔류 오스테나이트의 분율이 불충분할 수 있다.
비교예3(강종 B)은 2차 냉각온도가 305℃로 목표범위의 상한인 300℃에 비하여 높은 경우로서, 항복강도, 항복비, 및 연신율이 각각 목표 범위의 하한에 비하여 낮았다. 상기 2차 냉각온도가 너무 높으면 냉각 중 마르텐사이트 변태량이 너무 적게 되고, 이는 항복강도의 감소로 이어질 수 있다. 또한 잔류오스테나이트의 안정도가 부족하여 연신율이 저하된 것으로 분석된다.
비교예5(강종 D) 및 비교예6(강종 D)은, 2차 냉각을 수행한 후에 급냉 유지시간이 각각 0.9초 및 1.2초로 목표 범위에 비하여 짧은 경우로서, 항복강도와 항복비가 각각 목표 범위의 하한에 비하여 낮았다. 이는 2차 냉각 후 유지 중에 하부 베이나이트 변태가 발생하거나 또는 마르텐사이트 내부에 미세 석출물이 형성되어 항복강도를 증가시키는데 필요한 시간이 부족한 것에 기인한 것으로 분석된다.
비교예7 및 비교예8은 탄소의 함량이 0.229 중량%로 목표 조성의 하한에 비하여 낮은 강종 F로 구성된 경우로서, 1400 MPa의 인장강도를 만족하지 못하였고, 또한 비교예7은 14% 이상의 연신율도 만족하지 못하였다.
비교예9는 황의 함량이 0.0046 중량%로 목표 조성의 상한에 비하여 높은 강종 G로 구성된 경우로서, 인장강도와 연신율은 목표 범위를 만족하였으나, 90도 굽힙성(R/t)이 4.33으로 3 이하의 목표 범위를 만족하지 못하였다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진들이다.
도 3에서, (a)는 실시예5이고, (b)는 비교예2이고, (c)는 비교예3이다.
도 3을 참조하면, 실시예5의 경우에는, 템퍼드 마르텐사이트, 상부 베이나이트, 하부 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 관찰되었다.
비교예2의 경우에는 마르텐사이트, 상부 베이나이트, 및 잔류 오스테나이트가 관찰되었고, 템퍼드 마르텐사이트는 관찰되지 않았다.
비교예3의 경우에는 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 관찰되었다. 마르텐사이트 변태량이 너무 적고, 잔류오스테나이트의 안정도가 부족함을 알 수 있다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 EBSD 분포도이다.
도 4를 참조하면, 실시예1의 냉연강판의 미세조직으로서 잔류 오스테나이트가 녹색으로 나타나있다. 상기 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트 및 베이나이트의 래스 사이에 분포하고, 또한 결정입계에 분포함을 알 수 있다.
도 5는 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 미세조직에서 잔류 오스테나이트의 크기 분포를 나타내는 그래프이다.
도 5를 참조하면, 도 4의 실시예1의 초고강도 냉연강판에서 잔류 오스테나이트는 0.78 μm의 평균 직경을 가지는 것으로 나타났다.
도 5를 참조하면, 도 4의 실시예1의 초고강도 냉연강판에서 잔류 오스테나이트는 0.78 μm의 평균 직경을 가지는 것으로 알 수 있다. 또한 실시예1의 잔류오스테나이트 조직은 평균 직경 0.78 μm을 가지며, 직경이 1.0 μm인 조직의 분율이 80% 이하임을 알 수 있다. 이를 통해, 미세한 잔류오스테나이트가 분포되어 안정화하고, 강도와 연신율을 안정적으로 확보할 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (15)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    항복강도(YP): 1100 MPa 이상, 인장강도(TS): 1400 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 항복비(YR): 75% 이상, 및 굽힘성(R/t): 3.0 이하를 만족하는,
    초고강도 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 초고강도 냉연강판은,
    페라이트, 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트, 및 하부 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함하는,
    초고강도 냉연강판.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 페라이트의 분율은 0% 초과 ~ 5% 범위이고,
    상기 마르텐사이트의 분율은 0% 초과 ~ 20% 범위이고,
    상기 잔류 오스테나이트의 분율은 10% ~ 30% 범위이고,
    상기 상부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고,
    상기 하부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고,
    상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율로서 포함되는,
    초고강도 냉연강판.
  4. 제 3 항에 있어서,
    상기 상부 베이나이트의 분율과 상기 하부 베이나이트의 분율의 합의 최소값은 10%인,
    초고강도 냉연강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 초고강도 냉연강판은,
    템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트, 및 하부 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함하고,
    상기 마르텐사이트의 분율은 0% 초과 ~ 20% 범위이고,
    상기 잔류 오스테나이트의 분율은 10% ~ 30% 범위이고,
    상기 상부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고,
    상기 하부 베이나이트의 분율은 0% 초과 ~ 30% 범위이고,
    상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율로서 포함되는,
    초고강도 냉연강판.
  6. 제 2 항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트의 평균 직경은 1.0 μm 이하인,
    초고강도 냉연강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 니켈(Ni)과 구리(Cu)의 총합: 0% 초과 ~ 1.0%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    항복강도(YP): 1100 MPa 이상, 인장강도(TS): 1400 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 항복비(YR): 75% 이상, 및 굽힘성(R/t): 3.0 이하를 만족하는,
    초고강도 냉연강판.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 초고강도 냉연강판은,
    중량%로, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%을 더 포함하는,
    초고강도 냉연강판.
  9. 중량%로, 탄소(C): 0.25% ~ 0.40%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 810℃ ~ 930℃ 범위의 온도에서 소둔 열처리하는 단계;
    상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 냉연강판을 360℃ ~ 500℃ 범위의 온도에서 파티셔닝 열처리하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 9 항에 있어서,
    상기 열연강판을 제조하는 단계는,
    상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 850℃ ~ 970℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 400℃ ~ 700℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 9 항에 있어서,
    상기 소둔 열처리하는 단계는,
    상기 냉연강판을 2℃/초 ~ 10℃/초 범위의 승온속도로 가열하여 810℃ ~ 930℃의 범위의 온도에서 30초 ~ 120초 범위의 시간 동안 유지하여 수행되는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 9 항에 있어서,
    상기 다단 냉각하는 단계는,
    상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 2℃/초 ~ 15℃/초 범위의 냉각속도로 650℃ ~ 800℃ 범위의 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각한 냉연강판을 20℃/초 이상의 냉각속도로 180℃ ~ 300℃ 범위의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 2차 냉각하는 단계를 수행한 후에,
    상기 2차 냉각종료온도에서 5초 ~ 90초 범위의 시간 동안 유지하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  14. 제 9 항에 있어서,
    상기 파티셔닝 열처리하는 단계는,
    상기 냉각된 냉연강판을 3℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 가열하여 360℃ ~ 500℃의 범위의 온도에서 20초 ~ 500초 범위의 시간 동안 유지하여 수행되는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  15. 제 9 항에 있어서,
    상기 초고강도 냉연강판의 제조방법에 의하여 제조된 초고강도 냉연강판은,
    항복강도(YP): 1100 MPa 이상, 인장강도(TS): 1400 MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 항복비(YR): 75% 이상, 및 굽힘성(R/t): 3.0 이하를 만족하고,
    페라이트, 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 상부 베이나이트, 및 하부 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20180047388A (ko) 2016-10-31 2018-05-10 한전케이디엔주식회사 선로 상태 판단 장치

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024071522A1 (ko) * 2022-09-30 2024-04-04 현대제철 주식회사 초고강도 강판 및 그 제조방법

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